老化后PBGA组装件的断裂位置如图3所示。老化断裂方式与上两种不同，它是在界面处的分层断裂，而不是钎料的脆性断裂。剪切测试证实脆性界面断裂是由烘烤过程中Au-Sn金属间化合物的再析出造成的。按照试验样品的实际尺寸，实际估算出在钎料中Au的浓度约为0.1wt%，远远小于3wt%（Au脆的浓度极限）。

图3 老化后PBGA组装件的断裂位置

三、Au脆现象发生的冶金机制

针对上述W.Reidel的研究试验结果，对冶金机制可做如下解释。1）一次再流用Sn37Pb焊膏在Ni/Au镀层上再流时，Au和Ni溶解到钎料中的溶解行为与温度及Ni和Au在液态钎料中的溶解度有关。在少于1s的时间内，一般会有0.1μm厚的Au溶解到钎料中，考虑到Ni在熔融钎料中的低溶解度，把很薄的Ni层溶解几秒就会达到饱和。在随后的典型为60s的再流时间内，暴露的Ni会和液态钎料反应，生成Ni3Sn4金属间化合物。焊接温度开始冷却时，如果钎料中的Au超过凝固温度时的溶解度极限0.3wt%，针状的AuSn4就会形成，并且均匀分布在整个钎料体中。2）老化烘烤再沉积层并不是AuSn4IMC，而是Au0.5Ni0.5 Sn4或Au0.45Ni0.55Sn4（可用通式AuxNi1-xSn4表示）的三元金属间化金物，其中Ni取代了AuSn4相中的部分Au，Au0.5Ni0.5Sn4的组分对应于Ni在AuSn4中的溶解极限。透射电子显微镜（TEM）观察表明，Ni3Sn4层由相对较大的单一晶粒组成。而AuxNi1-xSn4层为纳米晶结构，其中有很多微小的孔洞，特别是在晶界处的微孔很多。研究认为：AuxNi1-xSn4层化合物和其组元间的固相反应所产生的体积减小，导致了这些微小孔洞的生成。这些微小孔洞的出现也解释了在弯曲和剪切测试中的脆性断裂。（Au，Ni）Sn4三元相在150℃时是很强的优先形成相，并且使AuSn4重新位于界面以捕获在界面处的Ni。在150℃下，Au在Sn37Pb固相中的溶解度约为0.2～0.3wt%。相比之下，150℃下Ni在Sn37Pb固相中的溶解度可以忽略。在150℃下的烘烤过程中，AuSn4中的Au溶解到Sn37Pb钎料中并达到其固溶度。由于Au在Sn37Pb中的扩散较快，因此Au能很容易到达界面并与Ni3Sn4中可用的Ni反应形成AuxNi1-xSn4。界面处Au的逸失又致使Au从钎料体中向界面扩散。3）二次再流如果烘烤后的焊点再一次再流，界面处再沉积的AuxNi1-xSn4快速溶解到钎料中。由于AuxNi1-xSn4在钎料熔点温度以上并不稳定，Au在熔化的Sn37Pb或纯Sn中的溶解度均大于10at%。当烘烤和再次再流重复进行后，AuxNi1-xSn4相也重复发生沉积和溶解，而Ni3Sn4层单调地增厚。每次经历烘烤和再流的循环后，界面处的AuxNi1-xSn4在烘烤过程中的再沉积会明显变得更慢、更少。这是因为：（1）增厚的Ni3Sn4层变成Ni通过Ni3Sn4层向AuxNi1-xSn4层扩散的阻挡层；（2）由于AuxNi1-xSn4的溶解，使钎料基体中的Ni、Au和Sn并不需要扩散到界面处与Ni反应，而是在钎料基体中与Ni反应并形成AuxNi1-xSn4。

四、Au脆的控制

随着电子产品用户服役时间的延长，钎料和焊盘界面AuxNi1-xSn4逐渐沉积，钎料和Ni/Au表面的连接变得越来越脆。Au镀层的厚度会逐渐减薄，直至钎料中Au的浓度达到其固溶度约0.3wt%。然而，虽然Au的固溶度随温度的降低而降低，但0.3wt%的固溶度尚不能抵消低温时AuxNi1-xSn4再沉积的驱动力。为抑制AuxNi1-xSn4相可将Ni或Ag添加到钎料基体中，少量的Ni添加到钎料中，可以避免AuxNi1-xSn4的再沉积。Ni原子和Sn反应生成焊点内的Ni3Sn4颗粒，使AuxNi1-xSn4减少。相似地，Cu添加到钎料中也有效地抑制了再沉积并防止了Au脆。在钎料中存在Cu时，界面金属间化合物的物相有所不同。以Sn3.5Ag0.7Cu钎料在Ni/Au涂层的界面金属间化合物为例，生成（Au，Ni）2Cu3Sn5四元金属间化合物，而不是Sn37Pb钎料在Ni/Au上时的Ni3Sn4和（Au，Ni）Sn4。在155℃下老化45天后，Sn3.5Ag0.7Cu在Ni/Au上的四元金属间化合物层只有4μm，而Sn37Pb在Ni/Au上的三元（Au，Ni）Sn4金属间化合物层为20μm。在高温（＞240℃）下对焊点进行再回流，被证明能有效抑制在后续烘烤过程中钎料和焊盘界面处的AuxNi1-xSn4。高温再流使Ni和Cu溶解到钎料基体中并包围AuxNi1-xSn4。根据樊融融编著的现代电子装联工艺可靠性改编